JP3098109B2 - 伸び特性の優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法 - Google Patents
伸び特性の優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、双ロール式連続鋳造法
によりＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板を製造する方法に
関する。双ロール式連続鋳造法は、平行配置した一対の
冷却ロールとその両端面をシールするサイド堰とによっ
て構成した湯溜まり部に金属溶湯を注入し、両冷却ロー
ルの円周面状にそれぞれ凝固殻を生成させ、回転する両
冷却ロールの最近接位置（いわゆる「キッシングポイン
ト」）付近で凝固殻同士を合体させて一体の薄帯状鋳片
として送出する連続鋳造方法である。
によりＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板を製造する方法に
関する。双ロール式連続鋳造法は、平行配置した一対の
冷却ロールとその両端面をシールするサイド堰とによっ
て構成した湯溜まり部に金属溶湯を注入し、両冷却ロー
ルの円周面状にそれぞれ凝固殻を生成させ、回転する両
冷却ロールの最近接位置（いわゆる「キッシングポイン
ト」）付近で凝固殻同士を合体させて一体の薄帯状鋳片
として送出する連続鋳造方法である。
【０００２】双ロール式連続鋳造法により鋳造される薄
帯状鋳片は、厚さ数ｍｍ（通常１〜６ｍｍ程度）であ
り、熱間圧延を経ずに冷間圧延を行って薄板製品を製造
することができる。そのため、振動鋳型等を用いる連続
鋳造により数１００ｍｍ角の熱間圧延用スラブとしての
鋳片を鋳造し、これを熱間圧延してから冷間圧延する製
造方法（スラブ鋳片／熱間圧延プロセス）に比べて、生
産効率およびコストが格段に有利になる。
帯状鋳片は、厚さ数ｍｍ（通常１〜６ｍｍ程度）であ
り、熱間圧延を経ずに冷間圧延を行って薄板製品を製造
することができる。そのため、振動鋳型等を用いる連続
鋳造により数１００ｍｍ角の熱間圧延用スラブとしての
鋳片を鋳造し、これを熱間圧延してから冷間圧延する製
造方法（スラブ鋳片／熱間圧延プロセス）に比べて、生
産効率およびコストが格段に有利になる。
【０００３】
【従来の技術】冷間圧延によるＣｒ−Ｎｉ系ステンレス
鋼薄板は、種々の冷間成形加工を施されて産業用および
家庭用の耐食性構造材および外装材として広く用いられ
ている付加価値の高い製品であり、その製造に双ロール
式連続鋳造法を適用することにより高い経済効果が得ら
れることが期待される。
鋼薄板は、種々の冷間成形加工を施されて産業用および
家庭用の耐食性構造材および外装材として広く用いられ
ている付加価値の高い製品であり、その製造に双ロール
式連続鋳造法を適用することにより高い経済効果が得ら
れることが期待される。
【０００４】双ロール式連続鋳造による薄帯状鋳片の鋳
造は、大断面のスラブ鋳片の連続鋳造に比べて著しい急
冷凝固となるため凝固組織が微細であり、介在物も微細
に多数析出する。薄板の冷間成形性に直接影響を及ぼす
伸び値を確保するためには、結晶粒が十分に粗大化して
いる必要がある。しかし、特にＭｎＳ系介在物や過飽和
したＳが微細に多数存在していると、薄帯状鋳片を冷間
圧延・焼鈍した際の再結晶時の結晶粒成長が抑制され、
冷延製品の伸びの低下やばらつきが大きいという問題が
あった。
造は、大断面のスラブ鋳片の連続鋳造に比べて著しい急
冷凝固となるため凝固組織が微細であり、介在物も微細
に多数析出する。薄板の冷間成形性に直接影響を及ぼす
伸び値を確保するためには、結晶粒が十分に粗大化して
いる必要がある。しかし、特にＭｎＳ系介在物や過飽和
したＳが微細に多数存在していると、薄帯状鋳片を冷間
圧延・焼鈍した際の再結晶時の結晶粒成長が抑制され、
冷延製品の伸びの低下やばらつきが大きいという問題が
あった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、双ロール式
連続鋳造法により伸び特性の優れたＣｒ−Ｎｉ系ステン
レス鋼薄板を安定して製造する方法を提供することを目
的とする。
連続鋳造法により伸び特性の優れたＣｒ−Ｎｉ系ステン
レス鋼薄板を安定して製造する方法を提供することを目
的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記の目的は、本発明に
よれば、溶鋼のＳ濃度０．００３％以下、Ａｌ濃度０．
００３％以下であり、且つ溶鋼中にＡｌ2 Ｏ3 含有量３
０％以下でＭｎＯ−ＳｉＯ2 を主成分とするＣａＯ−Ａ
ｌ2 Ｏ3 −ＭｎＯ−ＳｉＯ2 −ＭｇＯ系介在物を含むＣ
ｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼溶鋼を双ロール式連続鋳造法に
より薄帯状鋳片に鋳造し、この鋳片を冷間圧延すること
を特徴とする伸び特性の優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス
鋼薄板の製造方法によって達成される。
よれば、溶鋼のＳ濃度０．００３％以下、Ａｌ濃度０．
００３％以下であり、且つ溶鋼中にＡｌ2 Ｏ3 含有量３
０％以下でＭｎＯ−ＳｉＯ2 を主成分とするＣａＯ−Ａ
ｌ2 Ｏ3 −ＭｎＯ−ＳｉＯ2 −ＭｇＯ系介在物を含むＣ
ｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼溶鋼を双ロール式連続鋳造法に
より薄帯状鋳片に鋳造し、この鋳片を冷間圧延すること
を特徴とする伸び特性の優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス
鋼薄板の製造方法によって達成される。
【０００７】本発明の方法は、下記式１ で定義される
Md30が０〜５０℃の範囲にある組成を有するＣｒ−Ｎｉ
系ステンレス鋼に適用すると特に有利である。 Md30 = 413-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-18.5Mo-9.1(Ni+Cu)... 式１
Md30が０〜５０℃の範囲にある組成を有するＣｒ−Ｎｉ
系ステンレス鋼に適用すると特に有利である。 Md30 = 413-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-18.5Mo-9.1(Ni+Cu)... 式１
【０００８】
【作用】双ロール式連続鋳造法でＣｒ−Ｎｉ系ステンレ
ス鋼薄帯状鋳片を鋳造すると、冷却速度が２０００℃／
ｓｅｃ程度と速いため微細なＭｎＳが鋳片全体に析出し
またはＳが過飽和に存在する。これが冷延・焼鈍時の再
結晶γ粒の成長を妨げることが分かった。そこで、鋳片
でＭｎＳを優先的に粗大析出させ、再結晶粒成長を妨げ
る微細ＭｎＳの数を減少させることが有効である。
ス鋼薄帯状鋳片を鋳造すると、冷却速度が２０００℃／
ｓｅｃ程度と速いため微細なＭｎＳが鋳片全体に析出し
またはＳが過飽和に存在する。これが冷延・焼鈍時の再
結晶γ粒の成長を妨げることが分かった。そこで、鋳片
でＭｎＳを優先的に粗大析出させ、再結晶粒成長を妨げ
る微細ＭｎＳの数を減少させることが有効である。
【０００９】一方、鋳片のＭｎＳはＭｎシリケートを核
として析出していることが判明した。従って、ＭｎＳを
粗大析出し易くするには鋳片中にＭｎシリケートの存在
を確保することが有効である。更に、介在物の組成は精
錬時の塩基度の調整により最適化できることが判明し
た。ここで塩基度はスラグ中のＣａＯ重量％とＳｉＯ2
重量％との比率（％ＣａＯ／％ＳｉＯ2 ）で示す。その
際、溶鋼Ｓ濃度を０．００３％以下、溶鋼Ａｌ濃度を
０．００３％以下とすることが必要であることが判明し
た。Ｓ濃度が０．００３％より多くなると、鋳造中に粗
大なＭｎＳが十分に析出せず微細なものが多くなり、伸
びが低下する。Ａｌ濃度が０．００３％より多くなる
と、介在物の組成がＡｌ2 Ｏ3 が３０％以上のＣａＯ−
Ａｌ2 Ｏ3 −ＭｎＯ−ＳｉＯ2 −ＭｇＯ系か、またはＭ
ｇＯ−Ａｌ2 Ｏ3 系となり、ＭｎＳの析出核として不十
分である。
として析出していることが判明した。従って、ＭｎＳを
粗大析出し易くするには鋳片中にＭｎシリケートの存在
を確保することが有効である。更に、介在物の組成は精
錬時の塩基度の調整により最適化できることが判明し
た。ここで塩基度はスラグ中のＣａＯ重量％とＳｉＯ2
重量％との比率（％ＣａＯ／％ＳｉＯ2 ）で示す。その
際、溶鋼Ｓ濃度を０．００３％以下、溶鋼Ａｌ濃度を
０．００３％以下とすることが必要であることが判明し
た。Ｓ濃度が０．００３％より多くなると、鋳造中に粗
大なＭｎＳが十分に析出せず微細なものが多くなり、伸
びが低下する。Ａｌ濃度が０．００３％より多くなる
と、介在物の組成がＡｌ2 Ｏ3 が３０％以上のＣａＯ−
Ａｌ2 Ｏ3 −ＭｎＯ−ＳｉＯ2 −ＭｇＯ系か、またはＭ
ｇＯ−Ａｌ2 Ｏ3 系となり、ＭｎＳの析出核として不十
分である。
【００１０】従来、双ロール式連続鋳造するＣｒ−Ｎｉ
系ステンレス鋼の溶製は、電気炉溶解−ＡＯＤ精錬（Ｅ
Ｆ−ＡＯＤ法）または真空誘導炉による溶解（ＶＩＭ
法）によって行われている。ＥＦ−ＡＯＤ法の場合、精
錬時の塩基度は１．６から２程度で低く、介在物はＡｌ
2 Ｏ3 濃度が３０％以下でＭｎＯ−ＳｉＯ2 を主成分と
するＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3 −ＭｎＯ−ＳｉＯ2 −ＭｇＯ系
組成であるが、溶鋼Ｓ濃度は５０〜８０ｐｐｍと比較的
高い。この場合、ＭｎＳの析出核となるＭｎシリケート
が多数存在しているが、Ｓ濃度が高いため結局ＭｎＳが
微細に多数析出してしまい、冷延製品の伸びが低下す
る。
系ステンレス鋼の溶製は、電気炉溶解−ＡＯＤ精錬（Ｅ
Ｆ−ＡＯＤ法）または真空誘導炉による溶解（ＶＩＭ
法）によって行われている。ＥＦ−ＡＯＤ法の場合、精
錬時の塩基度は１．６から２程度で低く、介在物はＡｌ
2 Ｏ3 濃度が３０％以下でＭｎＯ−ＳｉＯ2 を主成分と
するＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3 −ＭｎＯ−ＳｉＯ2 −ＭｇＯ系
組成であるが、溶鋼Ｓ濃度は５０〜８０ｐｐｍと比較的
高い。この場合、ＭｎＳの析出核となるＭｎシリケート
が多数存在しているが、Ｓ濃度が高いため結局ＭｎＳが
微細に多数析出してしまい、冷延製品の伸びが低下す
る。
【００１１】一方、ＶＩＭ法の場合、３から４程度の高
塩基度精錬が可能であり、Ｓ濃度を１０〜３０ｐｐｍに
低減できるが、介在物はＡｌ2 Ｏ3 −ＭｇＯ系組成とな
る。この場合、Ｓ濃度は低いが、ＭｎＳ析出の核となり
得るＭｎシリケートが存在しないため、結局微細なＭｎ
Ｓや過飽和にＳが存在するため、冷間圧延・焼鈍した差
異の再結晶時の結晶粒成長が抑制されてしまい、冷延製
品の伸びが低下する。
塩基度精錬が可能であり、Ｓ濃度を１０〜３０ｐｐｍに
低減できるが、介在物はＡｌ2 Ｏ3 −ＭｇＯ系組成とな
る。この場合、Ｓ濃度は低いが、ＭｎＳ析出の核となり
得るＭｎシリケートが存在しないため、結局微細なＭｎ
Ｓや過飽和にＳが存在するため、冷間圧延・焼鈍した差
異の再結晶時の結晶粒成長が抑制されてしまい、冷延製
品の伸びが低下する。
【００１２】本発明で規定した溶鋼中ＳおよびＡｌ濃度
と介在物組成とを実現するには、上記従来の溶製法のま
までは不十分である。例えばＶＩＭ法の場合に、先ず高
塩基度で脱硫処理をした後に排滓して、塩基度を従来の
３〜４という高塩基度ではなくむしろ低めの２．５ある
いはそれ以下に調整することにより、本発明の介在物組
成を得ることができる。また、ＥＦ−ＡＯＤ法の場合に
は、ＥＦ後ＡＯＤ前にパウダーインジェクション精錬
（ＰＩＭ）を行うＥＦ−ＰＩＭ−ＡＯＤとするか、ある
いはＡＯＤにおいてダブルスラグを用いてＳを０．００
３％以下に低減させることが必要になる。
と介在物組成とを実現するには、上記従来の溶製法のま
までは不十分である。例えばＶＩＭ法の場合に、先ず高
塩基度で脱硫処理をした後に排滓して、塩基度を従来の
３〜４という高塩基度ではなくむしろ低めの２．５ある
いはそれ以下に調整することにより、本発明の介在物組
成を得ることができる。また、ＥＦ−ＡＯＤ法の場合に
は、ＥＦ後ＡＯＤ前にパウダーインジェクション精錬
（ＰＩＭ）を行うＥＦ−ＰＩＭ−ＡＯＤとするか、ある
いはＡＯＤにおいてダブルスラグを用いてＳを０．００
３％以下に低減させることが必要になる。
【００１３】以下に、実施例によって本発明を更に詳細
に説明する。
に説明する。
【００１４】
【実施例】表１に示す組成のＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼
溶鋼を双ロール式連続鋳造法により厚さ３ｍｍの薄帯状
鋳片に鋳造し、これを冷間圧延および光輝焼鈍して厚さ
０．６ｍｍの薄板製品を製造した。各製品板について引
張試験による伸びの測定およびＣＭＡ（Computer-aided
Micro Analyzer:元素マッピング装置）によるＭｎＳの
析出分布の測定を行った。
溶鋼を双ロール式連続鋳造法により厚さ３ｍｍの薄帯状
鋳片に鋳造し、これを冷間圧延および光輝焼鈍して厚さ
０．６ｍｍの薄板製品を製造した。各製品板について引
張試験による伸びの測定およびＣＭＡ（Computer-aided
Micro Analyzer:元素マッピング装置）によるＭｎＳの
析出分布の測定を行った。
【００１５】表２に、ＥＦ以降の溶製法、組成から式 1
により算出されるMd30値、スラグ塩基度、介在物の組
成およびＭｎＳ核としての適否（〇適、×不適）、およ
び製品薄板の伸び（％）を示す。
により算出されるMd30値、スラグ塩基度、介在物の組
成およびＭｎＳ核としての適否（〇適、×不適）、およ
び製品薄板の伸び（％）を示す。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【表２】
【００１８】表１および表２において、Ａ〜Ｈは本発明
による例であり、Ｉ〜Ｍは比較例である。比較材ＩはＳ
量・介在物組成、比較材Ｊは介在物組成、比較材ＫはＳ
量、比較材ＬはＳ量・Ａｌ量・介在物組成、比較材Ｍは
Ｓ量・Ａｌ量が、本発明の範囲を満たしていない。図１
に、Md30値と伸びとの関係を示す。同一Md30値におい
て、本発明による薄板は従来法による比較材に比べて伸
びが３〜４％向上していることが分かる。
による例であり、Ｉ〜Ｍは比較例である。比較材ＩはＳ
量・介在物組成、比較材Ｊは介在物組成、比較材ＫはＳ
量、比較材ＬはＳ量・Ａｌ量・介在物組成、比較材Ｍは
Ｓ量・Ａｌ量が、本発明の範囲を満たしていない。図１
に、Md30値と伸びとの関係を示す。同一Md30値におい
て、本発明による薄板は従来法による比較材に比べて伸
びが３〜４％向上していることが分かる。
【００１９】図２（ａ）および（ｂ）に、本発明のＨ材
（伸び５２％）と比較例のＪ材（伸び４８．２％）につ
いてＣＭＡによるＭｎＳ析出分布を示す。ＣＭＡでは円
０．５μｍ以上の寸法のＭｎＳが検出できる。本発明の
Ｈ材は比較例のＪ材とほぼ同等の組成（Md30値）である
が、粗大なＭｎＳが多く、逆接的に考えれば粒成長を阻
害する微細なＭｎＳが少ない。これはＨ材の介在物組成
がＭｎシリケート系であるのに対し、Ｊ材の介在物組成
がＡｌ2 Ｏ3 系であることによる。
（伸び５２％）と比較例のＪ材（伸び４８．２％）につ
いてＣＭＡによるＭｎＳ析出分布を示す。ＣＭＡでは円
０．５μｍ以上の寸法のＭｎＳが検出できる。本発明の
Ｈ材は比較例のＪ材とほぼ同等の組成（Md30値）である
が、粗大なＭｎＳが多く、逆接的に考えれば粒成長を阻
害する微細なＭｎＳが少ない。これはＨ材の介在物組成
がＭｎシリケート系であるのに対し、Ｊ材の介在物組成
がＡｌ2 Ｏ3 系であることによる。
【００２０】図３に示すように、鋼中ＭｎＳはＭｎシリ
ケートを核として析出していることが分かる。各部位
Ａ、Ｂ、Ｃの組成は走査電子顕微鏡による薄膜分析によ
る。図４に、介在物組成に及ぼすスラグ塩基度（ＣａＯ
／ＳｉＯ2 比）の影響を示す。この関係を利用して塩基
度の調整により介在物組成を制御することができる。塩
基度０．５〜２．５の範囲で、ＭｎＳ析出核として適当
な介在物組成が得られる。塩基度が０．５より小さくな
ると溶鋼中の酸素濃度が高くなり鋳片の清浄度が悪くな
り、介在物起因によるメッキ性の悪化や耐銹性の低下が
起こる。塩基度が２．５より大きくなると介在物がＡｌ
2 Ｏ3 −ＭｇＯ系組成となり、ＭｎＳの析出核として不
適当になる。
ケートを核として析出していることが分かる。各部位
Ａ、Ｂ、Ｃの組成は走査電子顕微鏡による薄膜分析によ
る。図４に、介在物組成に及ぼすスラグ塩基度（ＣａＯ
／ＳｉＯ2 比）の影響を示す。この関係を利用して塩基
度の調整により介在物組成を制御することができる。塩
基度０．５〜２．５の範囲で、ＭｎＳ析出核として適当
な介在物組成が得られる。塩基度が０．５より小さくな
ると溶鋼中の酸素濃度が高くなり鋳片の清浄度が悪くな
り、介在物起因によるメッキ性の悪化や耐銹性の低下が
起こる。塩基度が２．５より大きくなると介在物がＡｌ
2 Ｏ3 −ＭｇＯ系組成となり、ＭｎＳの析出核として不
適当になる。
【００２１】図５に、鋳造速度４０ｍ／ｍｉｎ、１０５
ｍ／ｍｉｎの場合の鋳片表面の温度推移を示す。ＭｎＳ
の析出は、９００℃以上での時間が長いほど更に有利に
なると考えられる。
ｍ／ｍｉｎの場合の鋳片表面の温度推移を示す。ＭｎＳ
の析出は、９００℃以上での時間が長いほど更に有利に
なると考えられる。
【００２２】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
従来低Ｃ化・低Ｎ化して要綱のＭｄ３０を調整して鋳造
した方法に比較し、低Ｓ化と介在物組成の適正化によっ
て、双ロール式連続鋳造における急冷凝固時にもＭｎＳ
を粗大に析出させることにより、従来法に比較して高い
伸び特性の優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板を安価
にかつ安定して製造することができる。
従来低Ｃ化・低Ｎ化して要綱のＭｄ３０を調整して鋳造
した方法に比較し、低Ｓ化と介在物組成の適正化によっ
て、双ロール式連続鋳造における急冷凝固時にもＭｎＳ
を粗大に析出させることにより、従来法に比較して高い
伸び特性の優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板を安価
にかつ安定して製造することができる。
【図１】Md30値と伸びとの関係を本発明材および比較材
について示すグラフである。
について示すグラフである。
【図２】本発明材（ａ）および比較材（ｂ）のＭｎＳ析
出分布を示すＣＭＡ測定結果である。
出分布を示すＣＭＡ測定結果である。
【図３】鋼中ＭｎＳの析出形態を示す電子顕微鏡写真で
ある。
ある。
【図４】スラグ塩基度と介在物組成の関係を示すグラフ
である。
である。
【図５】鋳片表面の温度推移を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 桐原 端史 山口県光市大字島田3434番地 新日本製 鐵株式会社光製鐵所内 (56)参考文献 特開 昭56−146862（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−42151（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−118846（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−230538（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) B22D 11/06 330 B22D 11/00
Claims (2)
- 【請求項１】 溶鋼のＳ濃度０．００３％以下、Ａｌ濃
度０．００３％以下であり、且つ溶鋼中にＡｌ2 Ｏ3 含
有量３０％以下でＭｎＯとＳｉＯ2 を主成分とするＣａ
Ｏ−Ａｌ2 Ｏ3 −ＭｎＯ−ＳｉＯ2 −ＭｇＯ系介在物を
含むＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼溶鋼を双ロール式連続鋳
造法により薄帯状鋳片に鋳造し、この鋳片を冷間圧延す
ることを特徴とする伸び特性の優れたＣｒ−Ｎｉ系ステ
ンレス鋼薄板の製造方法。 - 【請求項２】 前記Ｃｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼が、下記
式１ で定義されるMd30が０〜５０℃の範囲にある組成
を有することを特徴とする請求項１記載の方法。 Md30 = 413-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-18.5Mo-9.1(Ni+Cu)... 式１
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04181550A JP3098109B2 (ja) | 1992-06-17 | 1992-06-17 | 伸び特性の優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04181550A JP3098109B2 (ja) | 1992-06-17 | 1992-06-17 | 伸び特性の優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06594A JPH06594A (ja) | 1994-01-11 |
| JP3098109B2 true JP3098109B2 (ja) | 2000-10-16 |
Family
ID=16102749
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP04181550A Expired - Fee Related JP3098109B2 (ja) | 1992-06-17 | 1992-06-17 | 伸び特性の優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3098109B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| NZ541204A (en) | 2003-01-24 | 2007-04-27 | Nucor Corp | Casting steel strip |
| US20040144518A1 (en) | 2003-01-24 | 2004-07-29 | Blejde Walter N. | Casting steel strip with low surface roughness and low porosity |
-
1992
- 1992-06-17 JP JP04181550A patent/JP3098109B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06594A (ja) | 1994-01-11 |
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